(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｎｂ：０．１０〜０．２０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、を含有し、更に、Ｃｕ：０．１〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜０．３％、Ｂ：０．０００５〜０．００４％の中から選ばれる一種または二種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり式（１）で計算されるＰｃｍ値が０．１５以上０．１８以下である鋼を１１００〜１３００℃に再加熱後、熱間圧延を開始し、９５０〜１０００℃の温度域での累積圧下率を７０％以上として、９００℃以上で圧延を終了し、圧延終了後８００℃以上の温度域から冷却速度１０〜５０℃/sの加速冷却を開始し、３５０〜６００℃の温度で冷却を停止して以後空冷することを特徴とする溶接性および母材靱性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ/３０＋Ｍｎ/２０＋Ｃｕ/２０＋Ｎｉ/６０＋Ｃｒ/２０＋Ｍｏ/１５
＋Ｖ/１０＋５×Ｂ・・・・・・（１）
ここで、各元素記号は含有量（質量％）を意味する。
なお、鋼板の温度は板厚方向平均温度とし、冷却速度は前記板厚方向平均温度をもとに計算される値とする。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｎｂ：０．１０〜０．２０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、を含有し、更に、Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％の一種または二種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり式（１）で計算されるＰｃｍ値が０．１５以上０．１８以下である鋼を１１００〜１３００℃に再加熱後、熱間圧延を開始し、９５０〜１０００℃の温度域での累積圧下率を７０％以上として、９００℃以上で圧延を終了し、圧延終了後８００℃以上の温度域から冷却速度１０〜５０℃/sの加速冷却を開始し、３５０〜６００℃の温度で冷却を停止して以後空冷することを特徴とする溶接性および母材靱性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ/３０＋Ｍｎ/２０＋Ｃｕ/２０＋Ｎｉ/６０＋Ｃｒ/２０＋Ｍｏ/１５
＋Ｖ/１０＋５×Ｂ・・・・・・（１）
ここで、各元素記号は含有量（質量％）を意味する。
なお、鋼板の温度は板厚方向平均温度とし、冷却速度は前記板厚方向平均温度をもとに計算される値とする。
【請求項３】
質量％で、更に、Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％の一種または二種を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接性および母材靱性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
【請求項４】
更に、加速冷却停止後、直ちに再加熱を行い、６００〜７００℃の温度域に到達後、空冷することを特徴とする請求項１乃至３の何れかに記載の溶接性および母材靱性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、建築、橋梁、造船、海洋構造物、ラインパイプ、建設機械などの溶接構造物として広く利用可能な、湿潤低温環境下での溶接割れ感受性が低く、かつ低温靭性に優れた７００ＭＰａ級以上の引張強度を有する高強度溶接構造物用高靭性鋼の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
溶接構造物の大型化に伴い、部材の高張力化によって鋼材重量を低減しコストダウンを図る目的から高張力鋼の需要が増加している。特に、制御圧延、加速冷却を組み合わせたＴＭＣＰ（加工熱処理）技術によって省合金で高強度、高靱性の鋼が開発されてきた。例えば、特許文献１には制御圧延と制御冷却の組合せによる強度、靱性、溶接性に優れた鋼板の製造方法が開示されている。また、特許文献２には鋼のＣ量を極限まで低減することにより溶接性を向上させた高強度鋼の製造方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特公平０１−２７１２８号公報
【特許文献２】特開平０８−１４４０１９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
しかしながら、近年の溶接環境の苛酷化、低温靱性要求の厳格化に対し従来技術での対応が困難となってきている。例えば、特許文献１記載の技術は、低温靱性向上のためオーステナイト+フェライト２相域のような低温での圧延を実施することで、鋼の延性-脆性遷移温度は向上するものの、シャルピー衝撃試験における破面上にセパレーションが生じ、吸収エネルギーが著しく低下するため、高吸収エネルギーの要求を満足できない。
【０００５】
一方、特許文献２記載の技術は、溶接性向上のために低Ｃ化する代わりに高強度を達成するため、Ｃｕ、Ｎｉといった合金元素の多量添加を必要とするので、高強度鋼の製造コストが高くなってしまう。そこで、本発明では過度な合金元素添加を行うことなく、溶接性および低温靱性に優れる高強度鋼を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
発明者らは、合金元素として未再結晶域拡大効果、焼入性向上効果を発揮するＮｂに着目し、従来になく大量のＮｂを添加した場合のＴＭＰＣ材の挙動について鋭意研究を行い、以下の知見を得た。
（１）Ｎｂ添加量の増大に伴い鋳片にＮｂ炭化物が多数晶出し、スラブ加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制する。
（２）適正なスラブ加熱条件では、一部のＮｂ炭化物が溶解し、未再結晶域拡大効果をもたらす。特に０．１０質量％以上のＮｂ添加の際に、拡大効果が顕著で９５０℃以上でもオーステナイト再結晶抑制効果が認められる。
（３）さらに、固溶Ｎｂは加速冷却時のベイナイト変態の低温化をもたらし、ＮｉやＭｏといった高価な合金元素を多量に添加したり、析出強化を目的としたＣｕの多量添加をしたりしなくても鋼の高強度化を容易に行うことができ、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ値を大幅に低減できる。
【０００７】
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであって、その要旨は以下の通りである。
【０００８】
第一の発明は、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｎｂ：０．１０〜０．２０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、を含有し、更に、Ｃｕ：０．１〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜０．３％、Ｂ：０．０００５〜０．００４％の中から選ばれる一種または二種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり式（１）で計算されるＰｃｍ値が０．1５以上０．１８以下である鋼を１１００〜１３００℃に再加熱後、熱間圧延を開始し、９５０〜１０００℃の温度域での累積圧下率を７０％以上として、９００℃以上で圧延を終了し、圧延終了後８００℃以上の温度域から冷却速度１０〜５０℃/sの加速冷却を開始し、６００℃以下の温度で冷却を停止して以後空冷することを特徴とする溶接性および母材靱性に優れた高強度厚鋼板の製造方法である。
【０００９】
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ/３０＋Ｍｎ/２０＋Ｃｕ/２０＋Ｎｉ/６０＋Ｃｒ/２０＋Ｍｏ/１５
＋Ｖ/１０＋５×Ｂ・・・・・・（１）
ここで、各成分元素は、質量％を意味する。
【００１０】
第二の発明は、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｎｂ：０．１０〜０．２０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、を含有し、更に、Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％の一種または二種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり式（１）で計算されるＰｃｍ値が０．1５以上０．１８以下である鋼を１１００〜１３００℃に再加熱後、熱間圧延を開始し、９５０〜１０００℃の温度域での累積圧下率を７０％以上として、９００℃以上で圧延を終了し、圧延終了後８００℃以上の温度域から冷却速度１０〜５０℃/sの加速冷却を開始し、６００℃以下の温度で冷却を停止して以後空冷することを特徴とする溶接性および母材靱性に優れた高強度厚鋼板の製造方法である。
【００１１】
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ/３０＋Ｍｎ/２０＋Ｃｕ/２０＋Ｎｉ/６０＋Ｃｒ/２０＋Ｍｏ/１５
＋Ｖ/１０＋５×Ｂ・・・・・・（１）
ここで、各成分元素は、質量％を意味する。
【００１２】
第三の発明は、質量％で、更に、Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％の一種または二種を含有することを特徴とする第一の発明に記載の溶接性および母材靱性に優れた高強度厚鋼板の製造方法である。
【００１３】
第四の発明は、更に、加速冷却停止後、直ちに再加熱を行い、６００〜７００℃の温度域に到達後、空冷することを特徴とする第一乃至第三の発明の何れかに記載の溶接性および母材靱性に優れた高強度厚鋼板の製造方法である。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、湿潤環境での溶接が可能な、優れた低温靱性を有する引張強度７００ＭＰａ級以上の高張力鋼の提供が可能となり、産業上極めて有用である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
以下本発明を詳細に説明する。
【００１６】
１．成分組成について
成分における％はすべて質量％とする。
【００１７】
Ｃ：０．０４〜０．０８％
Ｃは加速冷却で得られるベイナイト組織において過飽和固溶することで強度上昇に寄与する。この効果を得るためには０．０４%以上含有することが必要であるが、０．０８％を超えて含有すると、低温、湿潤環境での溶接割れの危険が高まるため、Ｃ量は０．０４〜０．０８％の範囲とする。
【００１８】
Ｓｉ：０．０１〜０．５％
Ｓｉは０．０１％以上含有することにより変態強化によらず固溶強化するため、強度上昇に有効である。しかし、０．５％を超えて含有すると靱性が著しく低下するため、Ｓｉ量は０．０１〜０．５％の範囲とする。
【００１９】
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは焼入性向上元素として作用し、１．０％以上含有することで加速冷却中のフェライト生成を抑制し、ベイナイト組織を得ることができる。一方、２．０％を超えて含有すると、中心偏析部の硬化を助長し、母材靱性の低下を引き起こすため、Ｍｎ量は１．０〜２．０％の範囲とする。
【００２０】
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは鋼中に不可避不純物として存在する。特に板厚中央部やその近傍での偏析が著しい元素であり、島状マルテンサイトの増加を引き起こし、その結果、板厚中央部のシャルピー吸収エネルギーを著しく低下させるため、Ｐ量は０．０２％以下とする。好ましくは、０．００８％以下である。
【００２１】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓもまた鋼中に不可避不純物として存在する。特に介在物として存在し、鋼の清浄度を低下させ、靭性に悪影響を及ぼすため、Ｓ量は０．０１％以下とする。好ましくは、０．００３％以下である。
【００２２】
Ａｌ：０．００５〜０．０８％
Ａｌは脱酸元素として作用する。０．００５％以上含有することにより十分な脱酸効果が得られるが、０．０８％超えて含有すると偏析部も含めて鋼の清浄度が低下し、靭性低下の原因となるため、Ａｌ量は０．００５〜０．０８％の範囲とする。
【００２３】
Ｎｂ：０．１０〜０．２０％      
Ｎｂ量の規定は本発明の根幹である。Ｎｂを０．１０％以上含有することは、スラブ加熱時のオーステナイト粒成長を抑制しつつ、圧延時のオーステナイトの再結晶を遅延させる効果を有する。これにより、従来では制御圧延ができなかった９５０℃以上の温度域においても制御圧延の効果を得ることができる。一般に、オーステナイト単相域、例えば、９００℃以上の温度域で熱間圧延を終了すれば、シャルピー試験片の破面状にセパレーションが発生しないが、低温靭性向上の観点からは必ずしも有利な条件ではなかった。しかしながら、本発明においては、上述の効果によって、シャルピー試験片の破面上にセパレーションが発生しない９００℃以上での熱間圧延条件でも十分な低温靱性が得られる。一方、０．２０％を超えるＮｂを含有すると、鋳造段階で粗大なＮｂ炭化物が晶出し、スラブ加熱時に固溶しきれずに残ったものが鋼の清浄度の劣化原因となり、靱性が低下するため、Ｎｂ量は０．１０〜０．２０％の範囲とする。
【００２４】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
Ｔｉは窒化物を形成し、鋼中の固溶Ｎ量低減に有効であるほか、析出したＴｉＮがピンニング効果を発揮しオーステナイト粒の粗大化を抑制防止することにより、母材の靱性向上にも寄与する。十分なピンニング効果を得るためには０．００５％以上含有することが必要であるが、０．０２０％を超えて含有すると炭化物を形成するようになり、その析出硬化で靱性が著しく劣化するため、Ｔｉ量は０．００５〜０．０２０％の範囲とする。
【００２５】
以上が本発明の基本成分組成であるが、更に強度を向上させる場合は、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂの中から選ばれる一種または二種以上を、靱性を向上させる場合は、Ｃａ、ＲＥＭの一種または二種以上を添加することが可能である。強度と靭性との両方を向上させる場合には、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂの中から選ばれる一種または二種以上、および、Ｃａ、ＲＥＭの一種または二種以上を添加することが可能である。
【００２６】
Ｃｕ：０．１〜０．３％
Ｃｕは０．１％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし、０．３％を超えて含有しても効果が飽和し、さらに鋼板表面でのＣｕ割れの原因にもなるため、Ｃｕを含有する場合、その量は０．１〜０．３％の範囲とすることが好ましい。
【００２７】
Ｎｉ：０．１〜０．３％
Ｎｉもまた、焼入性向上元素として作用するほか、添加しても靱性劣化を起こさないため、有用な元素である。この焼入性向上効果を得るために、０．１％以上含有することが好ましいが、高価な元素であるため、Ｎｉを含有する場合は、その量は、０．１〜０．３％の範囲とすることが好ましい。
【００２８】
Ｂ：０．０００５〜０．００４％
Ｂはオーステナイト粒界に偏析し、フェライト変態を抑制することで、強度低下防止に寄与する。この効果を得るためには、０．０００５％以上含有することが好ましいが、０．００４％を超えて含有してもその効果は飽和するため、Ｂを含有する場合、その量は０．０００５〜０．００４％の範囲とすることが好ましい。
【００２９】
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％
Ｃａは鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、０．０００５％以上含有することで靱性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。しかし、０．００４％を超えて含有すると、ＣａＯ−ＣａＳのクラスターを形成し、かえって靱性を劣化させるので、Ｃａを含有する場合は、その量は０．０００５〜０．００４％の範囲とすることが好ましい。
【００３０】
ＲＥＭ：０．００５〜０．０２％
ＲＥＭもまた鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、０．００５％以上含有することで靱性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。しかし、高価な元素であり、かつ０．０２％を超えて含有しても効果が飽和するため、ＲＥＭを含有する場合は、その量は０．００５〜０．０２％の範囲とすることが好ましい。
【００３１】
Ｐｃｍ：０．１５〜０．１８
式（１）で計算されるＰｃｍは溶接時の割れ感受性を示すものである。特に、高張力鋼において、溶接環境が気温１０℃、湿度９０％といった過酷な環境下でも予熱なしで割れ発生を防止するためには、Ｐｃｍを０．１８以下とする必要がある。一方、Ｐｃｍが０．１５を下回るような低合金設計の場合には、母材強度の確保が難しくなるため、Ｐｃｍは、０．１５〜０．１８の範囲とする。
【００３２】
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ/３０＋Ｍｎ/２０＋Ｃｕ/２０＋Ｎｉ/６０＋Ｃｒ/２０＋Ｍｏ/１５
＋Ｖ/１０＋５×Ｂ・・・・・・（１）
ここで、元素記号Ｍは元素Ｍの含有量（質量％）を示し、元素Ｍが無添加の場合は、０％として計算する。
【００３３】
なお、上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避不純物からなる。
【００３４】
２．製造条件について
上記した組成を有する鋼を、転炉、電気炉等の溶製手段で常法により溶製し、連続鋳造法または造塊〜分塊法等で常法によりスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、溶製方法、鋳造法については上記した方法に限定されるものではない。また、連続鋳造法によるスラブの鋼片加熱炉への装入は熱片、温片、冷片のいずれも用いることができる。その後、性能所望の形状に圧延し、圧延中または圧延後に、冷却および加熱を行う。
【００３５】
（１）加熱温度：１１００〜１３００℃
熱間圧延を行う際、鋼片をオーステナイト化するとともに、添加したＮｂの一部を固溶状態とするために１１００℃以上に加熱する。一方、１３００℃を超える温度まで鋼片を加熱すると、ＴｉＮでピンニングを行っていても、オーステナイト粒成長が著しく、最終的に得られる鋼板の母材靱性が劣化するため、加熱温度の範囲は１１００〜１３００℃とする。
【００３６】
（２）圧延終了温度：９００℃以上
本発明では、９００℃未満まで圧延を行うと、セパレーションの発生によりシャルピー吸収エネルギーの低下を招くため、圧延終了温度は９００℃以上とする。
【００３７】
（３）９５０〜１０００℃の温度域での累積圧下率：７０％以上
本発明では、前述のようにＮｂ含有量を多くすることによって、オーステナイト未再結晶温度域が従来よりも高温側に広がっており、９５０〜１０００℃の温度域まではオーステナイト未再結晶域での圧延が可能である。特に良好な低温靭性として、−１００℃以下のｖＴｒｓを得るためには、累積圧下率は７０％以上とする。
【００３８】
（４）加速冷却の冷却開始温度：８００℃以上
熱間圧延後、加速冷却を開始する温度が低いと、その空冷過程においてオーステナイト粒界から初析フェライトが生成し、母材強度低下の原因となるため、加速冷却を開始する温度は８００℃以上とする。
【００３９】
（５）加速冷却の冷却速度：１０〜５０℃／ｓ
引張強度７００ＭＰａ以上の高強度を得るには、ミクロ組織をベイナイト主体の組織にする必要がある。このため、熱間圧延後加速冷却を行う。冷却速度が１０℃/s未満では、比較的高温で変態開始するので、十分な強度を得ることができない。
一方、５０℃/sを超えた冷却速度の場合、高冷却速度化による強度上昇効果が飽和するため、加速冷却の冷却速度は、１０〜５０℃／ｓの範囲とする。
【００４０】
（６）加速冷却の冷却停止温度：６００℃以下
冷却停止温度が６００℃を超える場合、ベイナイト変態が不十分となり、その後、未変態オーステナイトが残ったまま空冷されてしまい、強度が低い中間変態組織となるので、強度確保の観点から冷却停止温度は６００℃以下とする。好ましくは、３５０℃以上５００℃以下である。
【００４１】
（７）冷却停止後の再加熱温度：６００〜７００℃
加速冷却後、直ちに再加熱することで、変態生成したベイナイト中に微細なＮｂ炭化物を析出させ、さらに強度を上昇させることができる。再加熱温度が６００℃未満では、Ｎｂ炭化物の析出開始温度に満たないため強度上昇効果が認められないことから、再加熱温度は６００℃以上とするのが好ましい。一方、再加熱温度が７００℃を超えると、加速冷却で変態させたベイナイトが再びオーステナイト化してしまい十分な強度が得られないため、冷却停止後に再加熱を実施する場合には再加熱温度を６００℃以上７００℃以下とするのが好ましい。
【００４２】
再加熱において、鋼板の昇温速度は特に機械的性質に大きく影響しないが、目的の再加熱温度に達するまでに長時間を要するため製造効率が悪化することから、昇温速度は０．５℃／s以上とすることが好ましい。特に温度保持時間を設定する必要はない。また、再加熱後の冷却過程においては、冷却速度によらずＮｂ炭化物が得られるため、再加熱後の冷却は特に規定しないが、基本的には空冷とするのが好ましい。
【００４３】
ここで、冷却停止後、直ちに再加熱するとは、加速冷却により鋼板温度が６００℃を下回ってから２分以内に上述の再加熱処理を実施することを指すものとする。
【００４４】
なお上記した鋼板の温度は板厚方向平均温度とする。鋼板の板厚方向平均温度は、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより算出できる。また、冷却速度は前記板厚方向平均温度をもとに計算される値とする
【実施例１】
【００４５】
表１に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で２５０ｍｍ厚のスラブ（鋼素材）とし、表２に示す熱間圧延条件、加速冷却、再加熱条件により１５〜３０ｍｍ厚の鋼板を作成した。表１において、鋼種Ｉ、Ｊ、Ｋ、Ｌは本発明の範囲外である。
【００４６】
【表１】
0005741016.tif 000002
【００４７】
【表２】
0005741016.tif 000003
【００４８】
得られた鋼板の板厚方向中央部より圧延方向と直交する方向にＪＩＳＺ２２０１に記載の４号引張試験片と、ＪＩＳＺ２２０２に記載のシャルピーＶノッチ試験片を採取し、鋼板の引張試験、および試験温度：−２０℃におけるシャルピー衝撃試験を実施して、強度と靱性を評価した。また、別途ＪＩＳＺ３１５８に記載のｙ形溶接割れ試験板を採取し、ＪＩＳＺ３１５８の要領に従って試験板を作製した。このｙ形溶接試験板について、溶接環境を３０℃×６０％ＲＨ（ＲＨは相対湿度を指す、以下同じ）湿度、２０℃×８０％ＲＨ、および１０℃×９０％ＲＨの３水準とした恒温恒湿試験槽内で、それぞれ予熱なし、５０℃予熱、１００℃予熱を行ってから繰り返し３体ずつ試験溶接を行った。
【００４９】
なお、溶接方法は被覆アーク溶接法とし、溶接棒はＪＩＳＺ３２１２記載の低水素系溶接棒を、各溶接環境に設定した恒温恒湿試験槽内に１時間放置してから使用した。試験溶接部の割れ判定は、ＪＩＳＺ３１５８に従い、溶接部５断面を観察した。そして、予熱条件各３体ずつの試験板について５断面全ての断面割れ率が０％であった、最も低い予熱条件の温度を割れ防止予熱温度とした。なお、予熱なしでも溶接割れが発生しなかった場合は割れ防止予熱温度は０℃と表示される。
【００５０】
母材のミクロ組織の画像解析結果および強度、靱性、溶接性調査結果をまとめて表３に示す。
【００５１】
【表３】
0005741016.tif 000004
【００５２】
発明例であるＮｏ．１〜８は成分組成、圧延、加速冷却、再加熱条件が発明の範囲内であり、目標とする引張強度：７００ＭＰａ以上、−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギーｖＥ−２０：３５０Ｊ以上、かつ、延性-脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）：−１００℃以下を満足し、溶接環境を３０℃×６０％ＲＨ、２０℃×８０％ＲＨ、および１０℃×９０％ＲＨのいずれの条件でも割れ防止予熱温度が０℃であった。
【００５３】
一方、比較例であるＮｏ．９は累積圧下率が不足し、Ｎｏ．１０は圧延終了温度が９００℃未満であること、Ｎｏ．１１は冷却停止温度が６００℃を超えていること、Ｎｏ．１２〜Ｎｏ．１５は成分組成が発明の範囲外であることより、強度、靱性、溶接性のいずれか１以上が目標を満足しなかった。